薄规格高强度冷成型用热轧钢带及其生产方法与流程

本发明涉及一种热轧钢带，特别是指一种薄规格高强度冷成型用热轧钢带及其生产方法。

背景技术：

当前，随着节能环保和低成本制造要求的不断提高，汽车及客车行业逐步向高强减薄轻量化方向发展。传统的厚规格低强度级别钢已无法满足新车型结构设计与制造需求，亟需开发薄规格高强钢，通过增强减薄、结构优化来降低车身自重，缩短造车周期并提高整车安全性。

以往，为满足薄规格高强度的需求，常采用冷轧带钢生产冷弯型钢，尽管产品的强度厚度满足要求，但由于该强度级别冷轧板的延伸率一般在10％以下，成型性能较差，且在后续的冷成型过程中常出现成型开裂、产品无法正常生产和使用的现象，因此，“以热代冷”成为发展趋势。热轧薄规格高强钢不仅有较高的强度，而且有良好的成型、焊接以及后续加工性能。

目前，行业内生产热轧薄规格高强钢主要有csp产线和传统热轧产线两种。采用csp产线可以生产较薄规格的高强钢，如专利文献cn103014496a公开的“一种易于成型的1.1至2mm厚高强热轧钢带”，采用csp产线生产了一种700mpa级高强钢，通过微合金化，实现“以热代冷”，产品的延伸率≥17％，可以用于冷成型加工，但由于csp产线的固有特点，铸坯宽厚比大、拉速高，增加了钢的裂纹敏感性，极易出现裂纹等缺陷，导致产品在后续冷成型过程中易出现成型及使用开裂现象，应用性能较差。专利文献cn101153371a公开了一种“高强度冷成型热连轧钢板及其生产方法”，采用nb、ti、mo成分体系设计，开发出了屈服强度700mpa级的热轧钢板，尽管其规避了cu、cr、ni等合金元素，降低了成本，但mo、nb等合金元素的含量相对较高，且生产的钢板为3.0mm以上规格，不适用于汽车及客车行业的薄规格要求。专利文献cn1970811a公开的“高强度冷弯成型结构用钢及其生产方法”，采用含cu、ni和不含cu、ni两种体系，开发出了700mpa级高强钢，但产品的厚度规格为3～8mm，同样不适用于汽车及客车行业的薄规格要求。

基于传统热连轧产线，生产厚度在3mm以下的薄规格高强度冷成型用热轧钢带，面临诸多工艺难点：1)要将钢水中的p、s、o、n含量同时控制在较低水平，并保证钛的收得率，对冶炼工艺要求十分严苛；2)要获得理想的铁素体和贝氏体组织，同时控制ti的析出相的形貌、尺寸和数量，保证其高强度、高韧性以及性能均匀性，常规轧制工艺难以实现；3)对于这种强度高、壁厚薄的钢带，要求双面不平度控制在千分之三以内，板形及卷形的控制十分困难。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种厚度为1.5～3mm、屈服强度700mpa级并且具有良好的冷成型及焊接加工性能的薄规格高强度冷成型用热轧钢带，以及采用传统热连轧产线生产该钢带的方法。

为实现上述目的，本发明所提供的薄规格高强度冷成型用热轧钢带，其化学成分重量含量为：c：0.04～0.10％、si：0.05～0.25％、mn：1.0～1.5％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.03～0.07％、v：0.08～0.20％、ti：0.10～0.20％、mo：0.05～0.20％、n≤40ppm、o≤50ppm，余量为fe及不可避免的杂质；该钢带的厚度为1.5～3mm，屈服强度为≥700mpa，抗拉强度≥750mpa，延伸率≥20％。

本发明中，各元素的百分比或ppm，未特别指明的情况下均为重量含量。

以下简述各主要化学成分的作用，以及限定在上述范围的理由：

c：c是影响高强钢性能的主要元素之一，通过间隙固溶提高钢的强度。同时，在轧后冷却过程中，又可以与nb、v、ti等合金元素结合，形成细小的碳化物并起到沉淀强化作用。但用量低于0.04％时，强化作用不显著，强度不足；而含量高于0.10％时，钢中铁素体比例下降，强度高、延伸率下降，冷成型加工性能变差。同时，c提高导致碳当量增加，钢的焊接性能变差。因此，c含量控制在0.04～0.10％。

si：si是炼钢时必要的脱氧元素，同时也是固溶强化元素，固溶在钢基体中可以起到显著的强化效果。当si含量低于0.05％时，脱氧和固溶强化作用不足，工序成本增加。但过高的si含量会导致钢板的塑性、韧性以及表面质量恶化，影响最终产品的质量，因此，si含量控制在0.05～0.25％。

mn：典型的奥氏体稳定化元素，能够提高钢的淬透性，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用。当mn含量小于1％时，铁素体含量较多，降低了材料的强度；当mn含量大于1.5％时，将增加钢中的组织偏析，影响钢的组织均匀性和冲击性能，因此，mn含量控制在1.0～1.5％。

p和s：p和s是钢中的有害元素，p高会增加钢的冷脆性，s易在钢中形成硫化物夹杂，降低钢的韧性，对焊接性能也不利，因此应尽量降低p和s的含量，因此，控制p≤0.010％、s≤0.008％。

nb：强碳氮化物形成元素，同时也可以起到细晶强化和析出强化的作用。在本发明中的作用是提高奥氏体再结晶问题，在精轧过程中得到变形奥氏体，为后续的铁素相变提供更多的形核核心，以得到更加细化的铁素体晶粒，同时改善钢的强度和韧性，确保提高强度的同时，改善钢的塑性和韧性，提高冷成型性能。nb含量小于0.03％时效果不明显，大于0.07％时会恶化钢的韧性和焊接性能，同时增加了制造成本，因此，nb含量控制在0.03～0.07％。

v：v是强碳化物形成元素，可细化钢的组织和晶粒，适量的v具有明显的沉淀析出强化作用，可显著提高钢的强度。与nb复合加入时，可明显降低横向裂纹的产生。同时，v还具有很强的固溶强化作用，除有利于提高钢的强度外，还有利于降低钢的屈强比。但v含量过高时，会恶化钢的冲击性能和焊接性能。因此，v含量控制在0.8～0.20％。

ti：ti是本发明中的重要合金元素，是一种强碳氮化物形成元素，在高温轧制过程中能形成tin等析出颗粒，有效钉扎晶界，阻止奥氏体晶粒的长大，起到细化晶粒，提高钢的强韧性和低温韧性作用；同时，在低温阶段，易形成tic析出相，进一步提高钢的强度和韧性。ti的原子量较低，在钢中添加少量的ti就能起到明显的强化效果，但如果含量太低，强化作用不明显。如果ti含量过高，特别是大于0.20％时，会导致连铸坯质量下降，形成裂纹缺陷，同时会恶化钢的韧性。

mo：mo是本发明中的重要合金元素，能够提高钢的淬透性，抑制多边形铁素体和珠光体的产生，促进在较大冷却范围内形成晶内有大量位错的铁素体或贝氏体，产生相变强化和位错强化作用，显著提高钢的强度和组织均匀性。但是mo含量过高，一方面会增加成本，另一方面会降低钢的韧性和焊接性能，因此本发明中mo含量控制在0.05～0.20％。

n：n易与钢中的nb、ti、v等元素形成化合物，起到细化晶粒和提高强度的作用，但n含量过高，容易造成钢中氮化物的尺寸和数量急剧增加，进而影响钢的力学性能、冷成型性能以及焊接性能，因此本发明中n含量按最小量限制，控制在40ppm以下。

o：一般情况下，o在钢中属于有害气体，为确保钢质纯净度和控制钢中氧化物夹杂的总量，需将o含量控制在较低水平，进而避免产生过多的氧化物夹杂以及大尺寸的复合夹杂，从而影响钢的综合性能。因此，本发明中o含量控制在50ppm以下。

优选地，各化学成分重量含量为：c：0.06～0.10％、si：0.10～0.20％、mn：1.1～1.4％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.04～0.07％、v：0.10～0.16％、ti：0.12～0.18％、mo：0.10～0.20％、n≤35ppm、o≤40ppm，余量为fe及不可避免的杂质。在该优选的成分范围内，所获得热轧钢带具有均匀的铁素体和贝氏体组织，铁素体占比为60％～75％，平均直径在10μm以下，并有大量均匀分布的直径在20nm以下的ti析出相，确保了其具有高强度、高韧性和良好的冷成型性能。

本发明同时提供了上述薄规格高强度冷成型用热轧钢带的生产方法，包括如下步骤：

1)元素冶炼，得到钢带化学成分范围内的钢水；

2)连铸：采用长水口保护浇铸且氩封；钢水过热度控制在20～25℃，液相线温度为1515～1520℃，中间包温度为1530～1540℃；连铸坯厚度为210～230mm，最大拉速为0.9～1.2m/min；

3)轧制：将连铸坯在1280～1340℃加热180～240min后进行控制轧制，粗轧采用高温大压下率，在奥氏体再结晶温度以上轧制，轧制道次为5道次，粗轧开轧温度1200～1250℃，粗轧结束温度为1100～1160℃；精轧在奥氏体非再结晶区间轧制，轧制道次为7道次，精轧开轧温度控制在960～1020℃，精轧终轧温度控制在870～930℃，精轧压下率≥70％；层流冷却采用超快冷工艺，冷却速率15～30℃/s，终冷温度为700～750℃，卷取温度为610～650℃；

4)卷取后热轧钢卷采用自然缓冷，冷却时间≥48h。

以下对轧制及冷却工艺的控制参数进行说明：

1)连铸坯的加热温度与加热时间

本发明所涉及的钢为含ti钢，铸坯在冷却过程中会析出较大尺寸的tic颗粒，无强化作用。因此需要在合适的加热温度和加热时间下，充分溶解细化tic颗粒，进而在后续的轧制及冷却过程中，析出足够数量的弥散细小的tic颗粒，有效发挥其析出强化的作用。如果温度过高，加热时间过长，会造成铸坯表面氧化脱碳严重，影响钢板的表面质量及综合性能；如果温度过低，加热时间过短，铸坯中粗大的tic颗粒将不能充分溶解。因此，本发明将连铸坯的加热温度设定为1280～1340℃，加热时间设定为180～240min。

2)粗轧温度

粗轧采用高温大压下，控制在奥氏体再结晶温度以上轧制，以确保晶粒充分破碎和再结晶，得到细小均匀分布的奥氏体晶粒，因此粗轧开轧温度控制在1200℃以上，结束温度控制在1100～1160℃。

3)精轧温度

精轧开轧温度控制在960～1020℃，终轧温度控制在870～930℃，如果终轧温度低于870℃，会发生形变诱导析出，导致tic提前在奥氏体区域析出，不利于发挥析出强化作用；如果温度高于930℃，晶粒容易粗化，无法充分发挥细晶强化的作用。因此，精轧结束温度控制在870～930℃。

4)冷却温度和冷却速度

层流冷却的速度非常关键，冷速过快，会造成钢中的贝氏体含量增加，影响钢的韧性及成型性能；冷速过慢，tic将会提前析出，且析出粒子颗粒较大，导致成品的强度不足。因此，控制冷却速率15～30℃/s，终冷温度为700～750℃。

5)卷取温度

卷取温度的高低直接影响到钢的组织和性能。卷取温度过低，会使钢中的贝氏体、马氏体比例增加，强度增幅明显但塑韧性降低，冷成型性能变差，同时增加设备的卷取负荷；卷取温度过高，会导致钢的强度不足，同时造成表面氧化铁皮加重，影响产品交货质量。综合考虑，卷取温度控制在610～650℃。

优选地，所述元素冶炼包括如下步骤：

1.1)转炉炼钢：来料铁水温度≥1250℃，含硫量≤0.07％，铁水入转炉前将渣扒干净；转炉吹氧后工作氧压控制在1.0～1.5mpa，供氧时间10～15min；造渣碱度(碱性氧化物与酸性氧化物的比值)控制在2.5～3.5；转炉终点控制目标：c-t协调出钢(c、t分别代表碳和温度，c-t同时命中目标则代表该炉次合格，否则视为不合格)，出钢温度控制在1660～1690℃，出钢时间2.5～6min；出钢过程中加入合金调整合金元素的含量，钼铁随废钢加入，其他合金(硅铁、锰铁、铌铁、钒铁等)出钢1/3时开始加入，吨钢合金加入量按合金成分及出钢量进行折算，出钢2/3前加完。

1.2)钢包炉精炼：转炉出钢前及出钢中应保持钢包炉底吹氩，吹氩时间15～20min，到站温度1590～1600℃。

1.3)真空处理：真空处理时间≥15min，加入ti-fe合金，并按前述化学成分进行微调，钢水经真空脱气处理后得到钢带化学成分范围内的钢水。

优选地，步骤2)中，钢水过热度控制在22～25℃，液相线温度为1515～1518℃，中间包温度为1530～1535℃；连铸坯厚度为210～230mm，最大拉速为1.0～1.2m/min。采用该优选的工艺参数可确保连铸过程的顺利进行，减少铸坯中心偏析和裂纹的产生，有效防止浇注过程中漏钢的风险，以获得表面质量和内部质量良好的铸坯。

优选地，步骤3)中，粗轧开轧温度为1220～1250℃，粗轧结束温度为1120～1160℃；精轧开轧温度控制在980～1020℃，精轧终轧温度控制在880～920℃；层流冷却速率20～30℃/s，终冷温度为720～750℃，卷取温度为630～650℃。采用该优选的工艺参数有利于钛的碳氮化物的有效析出和晶粒尺寸的充分细化，形成具有稳定析出相的、均匀的铁素体和贝氏体组织，以确保所获得的钢具有高强度、高韧性和良好的冷成型性能。

本发明的有益效果是：

1)化学成分采用低c、低si、中mn、微合金化的成分体系，不添加昂贵的cu、cr、ni等合金元素，减少了合金消耗，降低了生产成本；

2)通过合理的轧制、超快冷和卷取工艺设计，充分发挥了微合金的固溶强化、沉淀强化和析出强化作用，得到了含微纳米级ti(c,n)析出物的多边形铁素体+贝氏体组织，实现钢的高强度的同时，还兼具高韧性、优良的冷成型性能以及焊接性能；

3)产品厚度为1.5～3.0mm，屈服强度为≥700mpa，抗拉强度≥750mpa，延伸率≥20％，且具有良好的冷成型及焊接加工性能，无需进行后续热处理，即可达到冷成型使用性能；

4)本发明实现了在传统热轧产线上批量稳定生产薄规格高强度冷成型用热轧钢带，突破了传统热轧产线的规格极限，实现了“以热代冷”，降低了制造成本，提高了钢的综合性能；同时，该钢可批量应用于冷弯行业，具有性能稳定、同板差小、板形及表面质量优以及成型性能好等特点，生产的冷弯型钢系列产品可满足汽车及客车行业高强轻量化、产品高端化和车型多样化的应用需求，推动了上下游产业链的整体技术进步。

附图说明

图1为实施例1所生产的钢带的显微组织照片。

图2a、2b分别为实施例1所生产的钢带的ti的析出相的透射电镜形貌照片及元素分析图。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明作进一步的详细说明。

本发明所提供的薄规格高强度冷成型用热轧钢带，其化学成分重量含量为：c：0.04～0.10％、si：0.05～0.25％、mn：1.0～1.5％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.03～0.07％、v：0.08～0.20％、ti：0.10～0.20％、mo：0.05～0.20％、n≤40ppm、o≤50ppm，余量为fe及不可避免的杂质。各实施例中化学成分的具体值见于表1。

表1各实施例钢带的化学成分(wt.％)

该热轧高强钢带的生产工艺流程包括：高炉铁水→铁水深脱硫→转炉顶底复合吹炼→吹氩→钢包炉→真空处理→连铸→铸坯检查→堆垛缓冷→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→卷取→精整→检验→入库。以下对其中的关键步骤进行说明，未特别说明的步骤采用常规工艺方法。

1)元素冶炼，获得钢带化学成分范围内的钢水，具体步骤为：

1.1)转炉炼钢：来料铁水温度≥1250℃，含硫量≤0.07％，铁水入转炉前将渣扒干净；转炉吹氧后工作氧压控制在1.0～1.5mpa，供氧时间10～15min；造渣碱度控制在2.5～3.5；转炉终点控制目标：c-t协调出钢，出钢温度控制在1660～1690℃，出钢时间2.5～6min；出钢1/3时加入合金调整si、mn、nb、mo元素含量，出钢2/3前加完。

1.2)钢包炉精炼：转炉出钢前及出钢中应保持钢包炉底吹氩，吹氩时间15～20min，到站温度1590～1600℃。

1.3)真空处理：真空处理时间≥15min，加入ti-fe合金，并按前述化学成分进行微调，钢水经真空脱气处理后得到前述化学成分范围内的钢水。

各实施例中的冶炼控制参数具体值见于表2。

表2各实施例钢的冶炼控制参数

2)连铸：采用长水口保护浇铸且氩封；钢水过热度控制在20～25℃，液相线温度为1515～1520℃，中间包温度为1530～1540℃；连铸坯厚度为210～230mm，最大拉速为0.9～1.2m/min；

各实施例中的连铸控制参数具体值见于表3。

表3各实施例钢的连铸控制参数

3)轧制：将连铸坯在1280～1340℃加热180～240min后进行控制轧制，粗轧采用高温大压下率，在奥氏体再结晶温度以上轧制，轧制道次为5道次，粗轧开轧温度为1200～1250℃，结束温度为1100～1160℃；精轧在奥氏体非再结晶区间轧制，轧制道次为7道次，精轧开轧温度控制在960～1020℃，精轧终轧温度控制在870～930℃，精轧压下率≥70％；层流冷却采用超快冷工艺，冷却速率15～30℃/s，终冷温度为700～750℃，卷取温度为610～650℃；

4)卷取后热轧钢卷采用自然缓冷，冷却时间≥48h。

各实施例轧制、冷却及卷取所采用的具体工艺指标见于表4。

表4各实施例的轧制、冷却及卷取工艺参数控制表

各实施例所制得的钢带成品的力学性能见表5。

表5各实施例钢带成品的力学性能

由表5可知，本发明实施例钢的厚度规格范围覆盖1.5～3.0mm，屈服强度为700～780mpa，抗拉强度为750～850mpa，强度的波动范围≤100mpa，延伸率a大于20％，180°冷弯合格，性能控制稳定，很好地满足了汽车及客车行业的应用需求。

对所获得的高强度冷成型钢进行显微分析，以实施例1为例，得到图1所示的金相照片和图2所示透射电镜形貌照片与元素分析图。从图1可知，实施例1所获得的钢具有均匀的铁素体和贝氏体组织，铁素体占比70％以上，平均直径在5μm以下；由图2a、2b可知，该钢具有大量均匀分布的ti的析出相，平均直径在15nm以下。